CC BY
159
Физика твёрдого тела Вестник Нижегородского университета им. Н.И. Лобачевского, 2011, № 6 (1), с. 49-57
УДК 538.951:539.375.5
СВЕРХПЛАСТИЧНОСТЬ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ СИСТЕМЫ Al-Li-Mg, ПОЛУЧЕННЫХ МЕТОДОМ РАВНОКАНАЛЬНОГО УГЛОВОГО ПРЕССОВАНИЯ
© 2011 г. М.Ю. Грязное 1,г, В.Н. Чувильдеев 1, В.Е. Кузин 1,
М.М. Мышляее 3, В.И. Копылов 4
1 Научно-исследовательский физико-технический институт Нижегородского госуниверситета им. Н.И. Лобачевского 2 Нижегородский филиал Института машиноведения им. А.А. Благонравова РАН 3 Институт металлургии и материаловедения им. А.А. Байкова РАН, Москва 4 Физико-технический институт Национальной академии наук Беларуси, Минск
metals@nifti.unn.ru
Поитупилн в рнднкцию 11.10.2011
Представлены результаты экспериментальных исследований сверхпластичности сплава системы Al-Li-Mg (сплав 1420), полученного методом равноканального углового прессования. Определены оптимальные температуры и скорости деформации сплава Al-Li-Mg, при которых он обладает большими сверхпластическими удлинениями (более 2000%), высокими коэффициентами скоростной чувствительности (выше 0.45) и низкими значениями энергии активации (менее 70 кДж/моль). Обнаруженный эффект нелинейной зависимости величины сверхпластических удлинений от размера зерна объяснен на основе предложенной теоретической модели.
Ключнвлк иловн: сверхпластичность, нано- и микрокристаллические материалы, алюминиевые сплавы, равноканальное угловое прессование, оптимальный размер зерна.
Введение
В настоящее время сверхпластичность промышленных сплавов системы А1^-М^ стала предметом многочисленных исследований [19]. Наиболее изученными являются отечественные алюминиевые сплавы серии 1420, содержащие литий и магний [1, 5-7]. В первую очередь это связано с перспективами широкого применения, обусловленными высокой удельной прочностью, коррозионной стойкостью и хорошей свариваемостью таких материалов. Однако низкая технологическая пластичность сплавов А1^ существенно ограничивает спектр их возможных приложений. Решение этой проблемы состоит в создании в сплавах ультрамелкозерни-стой структуры, обеспечивающей и повышение пластичности при комнатной температуре, и возможное достижение сверхпластичности при повышенной температуре деформации [10].
В работах [5-7] была продемонстрирована возможность получения сверхпластичности в сплаве 1420 после обработки методами интенсивного пластического деформирования: величина удлинения до разрыва составляла около 1000% при температурах 400°С и скорости деформации порядка 1х10-3 с-1. Однако для широ-
кого использования возможности сверхпласти-ческой обработки сплавов А1^ необходимо заметно увеличить скорость деформации и понизить температуру сверхпластической деформации.
Одним из наиболее эффективных методов получения нано- и микрокристаллических (НМК) структур в объемных заготовках является метод равноканального углового прессования (РКУП) [11]. В работах [5, 11-14] по технологии РКУП были получены образцы алюминиевых сплавов систем Al-Mg-Mn, Al-Mg-Sc, А1^, Al-Mg-Li-Zr, обладающие уникальными сверхпластиче-скими характеристиками при повышенных температурах. Однако в работах [13-16] показано, что измельчение зерна до размеров 300 нм и менее не всегда приводит к повышению сверх-пластических характеристик материалов. Для материалов, полученных методами интенсивного пластического деформирования, существует оптимальный диапазон значений размеров зерен, при которых наблюдаются максимальные удлинения до разрушения в режиме сверхпла-стической деформации.
Целью настоящей работы является поиск оптимальных температур и скоростей деформации и структурных условий сверхпластичности
сплава 1420, а также получение больших удлинений (более 500%) в условиях высокоскоростной (выше 3*10"3 с-1) и низкотемпературной (ниже 300°С) сверхпластичности.
Материалы и методика эксперимента
В настоящей работе объектами исследования являются образцы алюминиевого сплава 1420 (Al - 2 вес.% Li - 6 вес.% Mg - 0.1 вес.% Zr). Сплав 1420 был получен и исследован в четырех структурных состояниях: крупнокристаллическом (литье, средний размер зерна 20 мкм), микрокристаллическом (горячая прокатка, средний размер зерна 5 мкм), субмикрокристалличе-ском (8 циклов РКУ-прессования (300°С), средний размер зерна 0.9 мкм) и нанокристалличе-ском (6 циклов РКУ-прессования (230°С), средний размер зерна 0.3 мкм). Субмикро- и нанок-ристаллические образцы сплава 1420 были получены из крупнокристаллического литого материала после 6 и 8 циклов РКУ-прессования (режим Вс) при температурах 230 и 300°C, соответственно. В результате РКУ-прессования в образцах сплавах 1420 была получена однородная зеренная структура.
Сверхпластические испытания в режиме растяжения с постоянной истинной скоростью деформации в диапазоне от 3x10-5 до 3x10-1 с-1 проводились на машине для сверхпластических испытаний Tinius Olsen H25K-S. Испытания проводились в диапазоне температур 20-450°С. Образцы для механических испытаний в форме двойной лопатки с размером рабочей части 2^2x3 мм3 изготавливались электроискровой резкой. Нагрев образцов до температуры испытаний осуществлялся в течение 10 минут. Для установления теплового равновесия образцы выдерживались при рабочей температуре в течение пяти минут. Точность поддержания температуры в ходе эксперимента составляет ±1оС.
Экспериментальные результаты
Сверхпластические испытания в режиме растяжения с постоянной истинной скоростью деформации проведены в широком диапазоне температур и скоростей деформации. На рис. 1 представлены характерные для сплава 1420 диаграммы «истинное напряжение (стист) - истинная деформация (е)», полученные при температуре деформации 300°С, для образцов в различных состояниях (с различными средними размерами зерен).
На рис. 2 представлена зависимость относительного удлинения до разрушения (8) от температуры деформации (T) для образцов алюми-
ниевого сплава 1420. В крупнокристаллическом состоянии наблюдается максимальное удлинение 900% при температуре деформации 400°С, в микрокристаллическом состоянии - 2350% при 400°С, в субмикрокристаллическом состоянии - 1800% при 375°С. В нанокристалличес-ком сплаве наблюдаются два максимума на зависимости удлинения от температуры деформации: 800% и 1200% при температурах 250 и 350°С, соответственно. Как видно из рисунка, нанокристаллический сплав имеет наибольшую пластичность (800%) при низких температурах деформации (250°С), тогда как крупно- и микрокристаллический сплавы при низких температурах имеют пластичность в 3 раза ниже (250%). Субмикрокристаллический сплав имеет наилучшие сверхпластические характеристики
- удлинение 1400% - при температуре 300°С, при этом уступает нанокристаллическому и крупнокристаллическому сплавам при температурах 200 и 400°С, соответственно.
На рис. 3 представлена зависимость напряжения течения (ст) от температуры деформации. Как видно из рисунка, в крупнокристаллическом сплаве при увеличении температуры испытаний происходит монотонное уменьшение напряжения течения от максимальной величины 410 МПа, наблюдаемой при комнатной температуре, до 10 МПа при температуре деформации 450°С. Подобное поведение наблюдается в микрокристаллическом и субмикрокристалли-ческом сплавах.
Проведены исследования влияния скорости деформации (е) на сверхпластические характеристики алюминиевого сплава 1420. На рис. 4 приведены зависимости относительного удлинения до разрыва от истинной скорости деформации для сплава 1420 в различных состояниях. Как видно из рисунка, наиболее простой вид кривой «удлинение - истинная скорость деформации» наблюдается для крупнокристаллического сплава: монотонное уменьшение относительного удлинения до разрыва от 700 до 250% при увеличении истинной скорости деформации в интервале 3х10-5 - 10-2 с-1. Зависимости относительного удлинения до разрыва от скорости деформации для микрокристаллического и на-нокристаллического сплавов имеют двухстадийный характер. В микрокристаллическом сплаве в интервале истинных скоростей деформации 3х10-5 - 10-4 с-1 происходит увеличение относительного удлинения до разрыва от 1750 до 2350%, при дальнейшем увеличении скоростей деформации до 10-2 с-1 происходит снижение удлинения до разрыва до 300%. В нанокри-сталлическом сплаве в интервале истинных скоростей деформации 3х10-5 - 10-3 с-1 происходит
Рис. 1. Зависимость «истинное напряжение - истинная деформация» для образцов сплава 1420 со средними размерами зерен 0.3 мкм (НК), 0.9 мкм (СМК), 5 мкм (МК) и 20 мкм (КК) при температуре деформации 300°С и скорости деформации ЗхЮ'3 с'1
Рис. 2. Зависимость относительного удлинения до разрыва от температуры деформации для сплава 1420 в различных состояниях
Рис. 3. Зависимость напряжения течения от температуры деформации для сплава 1420 в различных состояниях
0.00001 0.0001 0.001 0.01 0.1 1 Рис. 4. Зависимости относительного удлинения до разрыва от истинной скорости деформации сплава 1420
увеличение удлинения до разрыва от 1200 до 1650%; в интервале скоростей деформации 1х10-3 - 3х10-1 с-1 происходит снижение значений удлинения от 1650 до 400%. Таким образом, при уменьшении размера зерна максимум удлинения до разрыва смещается в сторону более высоких значений истинных скоростей деформации.
Анализ зависимости напряжения течения от скорости деформации при постоянной температуре деформации позволяет определить коэффициент скоростной чувствительности т (т = = д 1п(ст)/д 1п(в), где ст - напряжение течения, в
- истинная скорость деформации). Одним из характерных признаков сверхпластичности материала является характерный трехстадийный вид зависимости коэффициента скоростной чувствительности т от истинной скорости деформации. Обычно сверхпластичность проявляется в узком интервале скоростей деформации вблизи максимума на кривой т(в). Для субмикро-кристаллического и нанокристаллического сплава 1420 можно наблюдать трехстадийный вид кривой т(в) с максимальными значениями коэффициента скоростной чувствительности ~0.5, что свидетельствует о сверхпластическом течении материала (см. рис. 5). Для сплавов, несклонных к сверхпластической деформации, зависимость т(в) не имеет максимумов и величина т не превышает 0.3. Данному критерию удовлетворяет сплав 1420 в крупнокристаллическом состоянии. Микрокристаллический сплав имеет высокие значения коэффициента скоростной чувствительности порядка 0.5 и рекордно высокие удлинения до разрушения порядка 2000%, однако зависимость т(в) не имеет четко выраженного максимума.
На рис. 6 приведены зависимости коэффициента скоростной чувствительности и удлинения до разрыва от размера зерна для различных состояний алюминиевого сплава 1420. Наличие максимума на зависимостях свидетельствует о существовании оптимального размера зерна для сверхпластической деформации (рис. 6) при каждой температуре (и скорости) деформации.
Анализ результатов
В рамках традиционных представлений о сверхпластичности реологическое уравнение, связывающее скорость сверхпластического течения в с напряжением течения ст и температурой деформации Т имеет вид [10] в = А((ст-ст0 )/ G )п (Ь / d )р (О^Ф/ кТ )ехр(- Q/RT). Здесь О - модуль сдвига, Ь - вектор Бюргерса,
ст 0 - пороговое напряжение, й - средний размер зерна, ф - толщина границы зерна, Db0 - пред-экспоненциальный множитель коэффициента зернограничной диффузии, Я - газовая постоянная, к - постоянная Больцмана, Q - энергия активации процесса сверхпластической деформации, р=2 и А = 102 - численные коэффициенты. Параметр п - величина, обратная коэффициенту скоростной чувствительности напряжения течения т = д 1п ст/д 1п в . С учетом полученных в работе для каждого состояния сплава значений коэффициента т из приведенного выше выражения для в легко вычислить энергию активации процесса сверхпластической деформации Q = (7 - п 1п ст)/ЯТ (У - константа). В КК и МК сплавах величина энергии активации составляет 80-90 кДж/моль, в СМК-сплаве
- 70-75 кДж/моль, в НК-сплаве - 60 кДж/моль. Отметим, что значение энергии активации зернограничной самодиффузии в чистом алюминии и крупнокристаллических алюминиевых сплавах составляет около 80 кДж/моль. При полученных в НК-сплаве низких значениях энергии активации Q величина коэффициента зернограничной диффузии Db = Db0exp(-Q / ЯТ) = = 1.9-10-10 м2/с при температуре 250°С примерно в 30 раз выше, чем значение Db = 7.4 -10-12 м2/с, вычисленное на основе стандартных данных. По величине коэффициента скоростной чувствительности и энергии активации можно сделать предположение о механизме сверхпласти-ческой деформации, доминирующем в конкретной области температур и скоростей деформации, для каждого состояния сплава (табл.).
Обсуждение результатов
Обнаруженный в настоящей работе весьма интересный эффект нелинейного изменения сверхпластических удлинений с увеличением среднего размера зерен сплава 1420 нуждается в обсуждении. Как показано на рис. 6, зависимости удлинения до разрушения и коэффициента скоростной чувствительности от размера зерна имеют четко выраженный максимум.
Традиционный подход к определению оптимальных условий сверхпластической (СП) деформации предполагает, что в силу обратной квадратичной зависимости оптимальной скорости деформации от размера зерна для обеспечения максимальной пластичности необходимо добиваться максимального измельчения зерен-ной структуры. Для продвижения в этом направлении затрачиваются большие усилия: разрабатываются довольно сложные и дорогостоящие
Рис. 5. Зависимость параметра т от истинной скорости деформации для сплава 1420
б
Рис. 6. Зависимость удлинения до разрушения и коэффициента скоростной чувствительности (т) от размера зерна сплава 1420 при температурах 250-400°С (а) и оптимальный размер зерна при различных температурах деформации (б)
Тнблицн
Микромеханизмы деформации сплава 1420 в различных состояниях
а
Состояние сплава 1420 Размер зерна, мкм Энергия активации, кДж/моль Коэффициент т
Крупнокристаллическое 20 80-90 0.3
Микрокристаллическое 5 80-90 0.55
Субмикрокристаллическое 0.9 70-75 0.5
Нанокристаллическое 0.3 60 0.45
технологии порошковой металлургии [16], специальные технологии деформационного измельчения зеренной структуры [17] и т.д. И хотя в последнее время на указанном пути получены впечатляющие результаты [16-20], по мере накопления экспериментальных данных становится ясно, что повышение пластичности за счет измельчения зерен не является универсальным методом. Так, в работах [18, 20] было установлено, что максимальное удлинение сплавов немонотонно зависит от размера зерна, причем пластичность сверхпластичных сплавов с субмикронным размером зерна заметно ниже пластичности сплавов с размером зерен порядка нескольких микрон. Эти результаты требуют пересмотра традиционных подходов к методам отбора СП-материалов и выбора их структурных параметров. Для объяснения эффекта необходимо обратиться к современным теоретическим представлениям о природе структурной сверхпластичности.
Как известно, важным структурным условием проявления СП, кроме малого размера зерна, является большая доля большеугловых границ зерен в материале [22, 23]. Существенная роль размера зерна и состояния границ зерен связана с тем, что основным механизмом, ответственным за сверхпластичность, является зернограничное проскальзывание (ЗГП) [24]. Как известно, для реализации ЗГП необходимо обеспечить условия, при которых реализуются «сдвиги» по границам зерен (так называемое «собственное ЗГП») и аккомодация этих «сдвигов» в тройных стыках [24]. Условием возникновения собственного ЗГП является переход границ зерен в неравновесное состояние, обусловленное их взаимодействием с потоками решеточных дислокаций, бомбардирующих границы в процессе внутризеренной деформации [25]. Делокализация ядер решеточных дислокаций приводит к возникновению в границах зерен областей с избыточным свободным объемом, высоким локальным коэффициентом зернограничной диффузии и низкой эффективной вязкостью. Зернограничный сдвиг в этих областях существенно облегчается и обеспечивает «легкое» протекание собственного ЗГП. Условием аккомодации ЗГП в стыках зерен являются малые размеры зерен и высокие значения коэффициента зернограничной диффузии, которые обеспечиваются за счет перехода границ зерен в неравновесное состояние [26].
Таким образом, условия возникновения и развития СП-течения существенно зависят от возможности создания и поддержания неравновесного состояния границ зерен.
Как показано в [25, 26], в процессе СП-деформации в результате взаимодействия границ зерен с решеточными дислокациями, осуществляющими внутризеренную деформацию со скоростью е у, в границах зерен возникают два типа дефектов - дислокации ориентационного несоответствия (ДОН) и продукты их делокализации. В соответствии с [26], стационарная плотность ДОН рі' не зависит от размера зерна d, а стационарная плотность вектора Бюр-герса скользящих компонент делокализованных
дислокаций wst, пропорциональна d.
Размер зерна, при котором наблюдается переход от доминирования в границах ДОН к доминированию скользящих компонент делокали-зованных дислокаций, определяется из условия рі'Ді = wstt (і - вектор Бюргерса) и вычисляется по формуле:
Т Г і у/2
КТ
Vе V у
(1)
Делокализующиеся в границах зерен дислокации изменяют свободный объем границ зерен, который повышается на величину [26]
Да = 10(< + рЬ' Дб) (2)
Накопление в границах зерен дополнительного свободного объема Да приводит к изменению Dъ, величина которого экспоненциально зависит от исходного свободного объема границы зерна а и дополнительного свободного объема Да [26].
При малых Да (Да + а«а*, а* = 0.5 -критический свободный объем) величина коэффициента зернограничной диффузии в неравновесных границах зерен может быть вычислена по приближенной формуле:
А* = Аъ ехР(Ф1 й1ъ + Ф2 )> (3)
где ф1 и ф2 - константы, зависящие от термодинамических параметров материала [26].
При больших Да (Да + а«а*) величина
= DL = DL0 еХР(- &1кТ) , где , DL и DL0
- энергия активации, коэффициент и предэкс-поненциальный множитель коэффициента диффузии в расплаве, соответственно. Величина размера зерна, при достижении которого выполняется соотношение Да + а = а* , в первом приближении может быть вычислена по формуле:
= 0.і((
а -а,
Аф GQ 1
1/2
(4)
і [О КТ Е,2е v
где О - атомный объем, ^2 - численный параметр.
2
Рис. 7. Зависимость скорости зернограничной деформации сверхпластических материалов от размера зерна. Кривая 1 - зависимость Бъ (й), кривая 2 - зависимость й'2(й), кривая 3 - 8ъ ~Въ*/й2.
При стандартных для алюминия значениях параметров и Аь ~ 1-10-6 см2/с, ~ 1, (й2/ъ) ~ 105.
Смысл соотношения (3) достаточно очевиден. Коэффициент диффузии в неравновесных границах зерен зависит от плотности распределенных в границах дефектов. Эти дефекты «приходят» на границу зерна вследствие внут-ризеренного скольжения и «покидают» ее вследствие развития диффузионного аккомодационного массопереноса. Характерный путь этого диффузионного массопереноса зависит от размера зерна. Чем больше зерно, тем медленнее осуществляется «возврат» диффузионных свойств границ зерен. Таким образом, граница зерна в более крупнозернистом материале будет иметь более высокий уровень неравновесности и более высокий коэффициент диффузии, чем граница зерна в мелкозернистом материале.
Рассмотрим в свете этих представлений поведение материалов в условиях структурной сверхпластичности. Запишем основное реологическое уравнение сверхпластичности [21, 22]:
. . . /стУ GQ Аъ*фГ ъ V .
8 = 8ъ +8у « А\ — \-------ъ^1 — I +8у. (5)
ъ У У G) кТ ъ у й) У
В этом уравнении 8 ъ - скорость зернограничной деформации, о - внешнее напряжение, А -постоянная. Обычно материалы обладают максимальной пластичностью в условиях, когда вклад ЗГП в общую деформацию максимален (8 ъ~5).
На рис. 7 приведен график зависимости 8ъ от размера зерна. Видно, что вследствие немонотонности зависимости Аь (й) зависимость 8 ъ (й) также существенно немонотонна. При малых размерах зерен й < й1 наблюдается спад зависимости 8ъ (й), т.к. А*ь « Аъ ехр(ф2) (см.
выражение (3)) в этих условиях не зависит от й и поведение 8 ъ определяется множителем й 2. При средних размерах зерен й1 < й < й2 при увеличении й наблюдается подъем кривой 8 ъ (й) вследствие роста величины Аь (й)« «Аъ ехр(ф1й). При больших размерах зерен й > й2 достигается максимальное значение коэффициента зернограничной диффузии А*ъ = ,
величина А*ъ перестает зависеть от размера зерна, величина 8 ъ (й) оказывается пропорциональной й 2 и 8 ъ (й), соответственно, падает.
Найдем размер зерна йор1, соответствующий максимальному значению функции 8 ъ (й). В приближении ръ Дъ << величина йор1, опре-
деляемая из условия д8 ъ/ дй = 0, равна
^ («) ъ Ь V
где 2 «1-107 - константа, зависящая от термодинамических параметров материала. Подставляя в (6) характерные значения параметров материала, получим
Как видно из полученного выражения, величина йор1 степенным образом зависит от скорости деформации, экспоненциально меняется с температурой и зависит от термодинамических параметров материала.
Таким образом, зависимость 8(й) (в предположении 5~ 8 ъ) должна иметь вид кривой с максимумом, подобный полученному в настоящей работе. Зависимости экспериментально полученных значений оптимального размера зерна для сверхпластической деформации (рис. 6) от температуры и скорости деформации могут быть объяснены с использованием выражения (6).
Выводы
1. Проведены экспериментальные исследования эффекта сверхпластичности сплава системы Al-Li-Mg (сплав 1420) в различных структурных состояниях с размерами зерен от 0.3 до 20 мкм. Показано, что для нанокристаллическо-го сплава величина удлинения до разрыва составляет более 1000% при скоростях деформации в интервале 3*10-5 до 10-2 с-1 и порядка 500% при скоростях деформации от 10-2 до 5*10-1 с-1. При оптимальных температурах и скоростях деформации нанокристаллический и субмик-рокристаллический сплавы обладают высокими коэффициентами скоростной чувствительности
(выше 0.45) и низкими значениями энергии активации (60-70 кДж/моль).
2. Показано, что уменьшение среднего размера зерен в сплаве методом равноканального углового прессования позволяет значительно снизить температуру деформации, оптимальную для получения высоких сверхпластических характеристик (более 500%), до 250°С.
3. Экспериментально установлен оптимальный размер зерна для получения максимальной величины сверхпластической деформации сплава 1420. Данный эффект может быть объяснен на основе предложенной теоретической модели оптимального размера зерна для сверхпластиче-ской деформации.
Работа выполнена при поддержке Федеральной целевой программы «Исследования и разработки по приоритетным направлениям развития научно-технологического комплекса России на 2007— 2013 годы», Федеральной целевой программы «Научные и научно-педагогические кадры инновационной России» на 2009—2013 годы и Аналитической ведомственной целевой программы Министерства образования и науки РФ «Развитие научного потенциала высшей школы (2009—2011 годы)».
Список литературы
1. Liu S.M., Wang Z.G. Fatigue properties of 8090 Al-Li alloy processed by equal-channel angular pressing // Scripta Materialia. 2003. V. 48. № 10. P. 1421-1426.
2. Мышляев М.М., Камалов М.М., Прокунин М.А., Мышляева М.М. Структурное состояние РКУ-прессованного сплава Al-Li // Металлы. 2003. № 1. С. 99-101.
3. Gonzalez C., Martin A., Llorca J. Effect of temperature on the fracture mechanisms of 8090 Al-Li alloy and 8090 Al-Li/SiC composite // Scripta Materialia. 2004. V. 51. № 11. P. 1111-1115
4. Wu H.Y., Hwang J.H., Chiu C.H. Deformation characteristics and cavitation during multiaxial blow forming in superplastic 8090 alloy // J. of Materials Processing Technology. 2009. V. 209. № 4. P. 16541661.
5. Мышляев М.М., Прокунин М.А., Шпейзман В.В. Механическое поведение микрокристаллического алюминий-литиевого сплава в условиях сверхпластичности // Физика твердого тела. 2001. Т. 43. № 5. С. 833-838.
6. Юнусова Н.Ф., Исламгалиев Р.К., Валиев Р.З. Высокоскоростная сверхпластичность в алюминиевых сплавах 1420 и 1421, подвергнутых равноканальному угловому прессованию // Металлы. 2004. № 2. С. 21-27.
7. Найденкин Е.В., Колобов Ю.Р., Голосов Е.В., Мишин И.П. Влияние интенсивной пластической деформации на структурно-фазовое состояние и механические свойства алюминиевого сплава системы Al-Mg-Li // Физическая мезомеханика. 2006. Т. 9. Спец. вып. С. 133-136.
8. Islamgaliev R.K., Yunusova N.F., Valiev R.Z., et al. Characteristics of superplasticity in an ultrafine-grained aluminum alloy processed by ECA pressing // Scripta Materialia. 2003. V. 49. P. 467-472.
9. Nieh T.G., Wadsworth J., Sherby O.D. Superplasticity in metals and ceramics. Cambridge Univ. Press, 1997.
10. Segal V.M., Beyerlein I.J., Tome C.N., et al. Fundamentals and Engineering of Severe Plastic Deformation. Nova Science Pub. Inc., 2010.
11. Чувильдеев В.Н., Грязнов М.Ю., Копылов В.И. и др. Сверхпластичность микрокристаллического заэвтектического сплава Al-18%Si // Доклады Академии наук. 2008. Т. 419. №2. С. 189-192.
12. Чувильдеев В.Н., Копылов В.И., Грязнов М.Ю. и др. Эффект двукратного повышения прочности и пластичности промышленного сплава АМг6 после РКУП обработки // Доклады Академии наук. 2008. Т. 423. №3. С. 336-339.
13. Мышляев М.М., Миронов С.Ю., Коновалова Е.В. и др. Структурное состояние и сверхпластичность алюминий-литиевого сплава, подвергнутого равноканальному угловому прессованию // Физика металлов и металловедение. 2006. Т. 102. № 3. С. 350-354.
14. Мышляев М.М., Камалов М.М., Мышляева М.М., Коновалова Е.В. Структурное состояние и поведение при деформации в условиях высокоскоростной сверхпластичности РКУ-прессованного алю-миний-литиевого сплава // Материаловедение. 2007. № 4. С 35-41.
15. Чувильдеев В.Н., Щавлева А.В., Грязнов М.Ю., Нохрин А.В. О размере зерна, оптимальном для сверхпластической деформации // Доклады Академии наук. 2006. Т. 410. № 3. С. 335-339.
16. Watanabe H., Mukai T., Mabuchi M., Higashi K. Superplastic deformation mechanism in powder metallurgy magnesium alloys and composites // Acta Materia-lia. 2001. № 49. P. 2027-2037.
17. Watanabe H., Mukai T., Ishikawa K., Higashi K. Low temperature superplasticity of a fine-grained ZK60 magnesium alloy processed by ECAE // Scripta Materia-lia. 2002. № 46. P. 851-856.
18. Higashi K., Nieh T. G., Wadsworth J. Effect of temperature on the mechanical properties of mechanically-alloyed materials at high strain rates // Acta Metallur-gica. 1995. № 43. P. 3275-3282.
19. Kubota K., Mabuchi M., Higashi K. Review processing and mechanical properties of fine-grained magnesium alloys // Journal of Material Science. 1999. V. 34. P. 2255-2262.
20. Mabuchi M., Iwasaki H., Yanase K., Higashi K. Low temperature superplasticity in an AZ91 magnesium alloy processed by ECAE // Scripta Materialia. 1997. № 36. P. 681-686.
21. Новиков И.И., Портной В.К. Сверхпластичность сплавов с ультрамелким зерном. Достижения отечественного металловедения. М.: Металлургия, 1981. 168 с.
22. Watanabe T. Key issues of grain boundary engineering // Materials Science Forum. 1997. V. 243-245. P. 21-30.
23. Valiev R.Z., Gertsman V.Yu., Kaibyshev O.A. Non-equilibrium state and recovery of grain boundary structure. I. General analysis, crystallogeometrical aspects // Physics Stat. Sol.(a). 1983. V. 77. P. 97-105.
24. Кайбышев О.А., Валиев Р.З. Границы зерен и свойства металлов. М.: Металлургия, 1987. 213 c.
25. Perevezentsev V.N., Rybin V.V., Chuvil’deev V.N. The theory of structural superplasticity. Part I-IV // Acta Metallurgica et Materialia. 1992. № 40. P. 887923.
26. Чувильдеев В.Н. Неравновесные границы зерен в металлах. Теория и приложения. М.: Физмат-лит, 2004. 304 c.
SUPERPLASTICITY OF AL-LI-MG ALLOYS PROCESSED BY EQUAL CHANNEL ANGULAR PRESSING
M.Yu. Gryaznov, V.N. Chuvildeev, V.E. Kuzin, M.M. Myshlyaev, V.I. Kopylov
The results of experimental studies of superplasticity of 1420 Al-Li-Mg alloy processed by equal channel angular pressing are presented. Optimum temperatures and strain rates are determined where the alloy has a large superplastic elongation of more than 2000%, high coefficients of the strain rate sensitivity of more than 0.45 and the values of the activation energy lower than 70 kJ/mol. The observed effect of the nonlinear dependence of superplastic elongation on the grain size is explained on the basis of the proposed theoretical model.
Keywords: superplasticity, nano- and microcrystalline materials, aluminum alloys, equal channel angular pressing, optimum grain size.
